不同熱處理條件下貝氏體鋼的微觀組織和疲勞裂紋擴展

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(內蒙古科技大學 材料與冶金學院， 內蒙古 包頭 014010)

與傳統(tǒng)的珠光體鋼和高錳奧氏體鋼相比，貝氏體鋼能夠在滿足高強度和高韌性的前提下還具有良好的抗磨損及抗接觸疲勞性能[1-5]，因而逐漸受到研究者和鋼鐵生產企業(yè)的重視[6-8]。目前針對貝氏體鋼研發(fā)的重要問題集中在軋制參數、強度、塑性、硬度、耐磨性的相互作用，以及貝氏體組織轉變的控制上[9-14]。熱軋態(tài)貝氏體鋼一般不直接使用，需要經過后續(xù)的熱處理來改善組織、提高性能。因而熱處理工藝也是研究的重要課題之一[15-16]。強度等級相近的鋼種，最佳的回火工藝也不同，這可能和貝氏體鋼的成分體系有關，特別是Si的含量[17]。貝氏體鋼作為我國新一代的鐵路用軌，具有優(yōu)良的強韌性及足夠的耐磨性，鑒于此，本文以貝氏體鋼為研究對象，探索了不同熱處理工藝對其顯微組織及疲勞裂紋擴展速率的影響。

1 試驗材料與方法

試驗鋼采用的是貝氏體鋼，其化學成分如表1所示，Ac1、Ac3和Ms相變點溫度分別為680.3、842.3和337.4 ℃。根據試驗鋼的相變規(guī)律制定熱處理工藝，如圖1所示。將熱軋后的試件加熱至900 ℃保溫90 min，隨后空冷至室溫得到1號試樣；置于380 ℃的鹽浴爐中保溫30 min后再空冷至室溫得到2號試樣。將熱軋后的試件分別加熱至350 ℃和450 ℃保溫240 min后隨爐冷至室溫，分別得到3號和4號試樣。為了方便對比熱處理工藝對顯微組織的影響，將熱軋態(tài)下的試樣標注為0號試樣。

將熱軋態(tài)和熱處理后的0～4號試樣拋光并用體積分數為4%的硝酸酒精腐蝕，采用QUANTA-400型掃描電鏡和JEM-2100F型透射電鏡進行顯微組織觀察。采用X-STRESS 3000殘余應力分析儀測量試驗鋼中的殘留奧氏體體積分數。將熱處理后的試樣按照GB/T 6398—2000《金屬材料疲勞裂紋擴展速率試驗方法》制作緊湊型拉伸試樣，在SincoTec高頻疲勞試驗機上進行疲勞裂紋擴展試驗，加載波形為橫幅正弦波，設定最大載荷為Fmax=7.5 kN，應力比R=0.2。

表1 試驗鋼的化學成分(質量分數，%)

圖1 熱處理工藝示意圖Fig.1 Schematic diagram of heat treatment processes

圖2 熱軋態(tài)試驗鋼的顯微組織Fig.2 Microstructure of the hot-rolled tested steel

2 試驗結果與分析

2.1 顯微組織分析

圖2為采用SEM觀察到的貝氏體鋼熱軋后的顯微組織。熱軋態(tài)試驗鋼的微觀組織以粒狀貝氏體為主，組織分布較為不均勻，粒狀貝氏體顆粒有大有小。粒狀貝氏體基體上分布有少量的板條貝氏體、馬氏體和塊狀M/A島，并且貝氏體板條分布不均勻，M/A島的形狀不規(guī)則且呈粗大的塊狀。

采用TEM對熱軋態(tài)試驗鋼中的塊狀M/A島進行觀察，如圖3所示。圖3(b，c)分別為位置1處面心立方殘留奧氏體的衍射斑和位置2處體心立方孿晶馬氏體的衍射斑。粗大塊狀M/A島呈現出不規(guī)則的多邊形，最大尺寸可達1.5 μm。同時還觀察到熱軋態(tài)顯微組織中還含有大量的位錯。

圖3 熱軋態(tài)試驗鋼的TEM照片(a)及衍射斑(b, c)(b)殘留奧氏體的衍射斑;(c)孿晶馬氏體的衍射斑Fig.3 TEM image(a) and diffraction patterns(b, c) of the hot-rolled tested steel(b) diffraction pattern of retained austenite; (c) diffraction pattern of twin martensite

圖4 經900 ℃保溫90 min后空冷試驗鋼的微觀組織Fig.4 Microstructure of the tested steel after holding at 900 ℃ for 90 min then air cooling

熱軋態(tài)試件經900 ℃保溫90 min空冷至室溫后得到的1號試樣的顯微組織見圖4。可見顯微組織的不均勻性得到了一定程度的改善，粒狀貝氏體的含量減少，出現了大量的板條貝氏體。但是由于從高溫直接快速冷卻，組織出現了大量的馬氏體，而且仍存在有粗大塊狀的M/A島。原始奧氏體晶界清晰可見，原始奧氏體晶粒被不同取向的馬氏體或貝氏體板條分割成幾個區(qū)域。通常認為粒狀貝氏體抵抗疲勞裂紋擴展的能力較差，而板條狀貝氏體的條片結構能夠增加位錯運動的阻力，并且不同的板條束具有不同的位向，從而能夠阻礙裂紋的擴展。

圖5為2號試樣的顯微組織，經完全奧氏體化保溫90 min后再經貝氏體轉變溫度區(qū)間保溫30 min 后，顯微組織的不均勻性得到了顯著的改善?；w組織以細密、有序的板條貝氏體為主，幾乎觀察不到粒狀貝氏體，殘留奧氏體也以薄膜狀伴生在貝氏體板條間。原始奧氏體晶界清晰可見，原始奧氏體晶粒被不同取向的貝氏體板條分割成幾個區(qū)域。無論是板條狀貝氏體的條片結構還是同一原始奧氏體晶粒內部不同位向的板條束以及薄膜狀的殘留奧氏體，都能夠起到延緩裂紋擴展的作用。

圖5 經900 ℃保溫90 min再經380 ℃保溫30 min后試驗鋼的微觀組織Fig.5 Microstructure of the tested steel after holding at 900 ℃ for 90 min then holding at 380 ℃ for 30 min

熱軋態(tài)試樣經350 ℃回火處理后的3號試樣的顯微組織如圖6所示。由圖6(a)可看出，顯微組織由回火馬氏體、板條狀貝氏體、少量粒狀貝氏體和殘留奧氏體組成。還可看出，當回火溫度為350 ℃時，原始奧氏體晶界清晰可見，組織較為不均勻，部分原始奧氏體晶粒在回火后內部組織以馬氏體為主，而另一部分則以板條貝氏體為主，這說明原始軋態(tài)試樣中存在元素偏析，導致化學成分不均勻。當原始組織為M/A島時，保溫過程中殘留奧氏體發(fā)生溶解，使周圍貝氏體組織的含C量增加，冷卻時變成馬氏體。大量馬氏體的生成有利于硬度的增加，但是阻止裂紋擴展的能力較差。在圖6(b)的TEM照片中，幾乎觀察不到碳化物顆粒析出，一方面是由于Si的添加抑制了碳化物的析出，另一方面是由于溫度低，C原子擴散能力弱，因此雖然經過240 min較長時間的保溫，也不能有效地改善熱軋態(tài)組織的不均勻性。

圖6 熱軋態(tài)試驗鋼經350 ℃回火240 min后的微觀組織Fig.6 Microstructure of the hot-rolled tested steel tempered at 350 ℃ for 240 min(a) SEM; (b) TEM

當回火溫度升高至450 ℃得到4號試樣，其顯微組織見圖7(a)，以板條狀貝氏體為主，其上分布有少量的馬氏體，殘留奧氏體也以薄膜狀伴生在貝氏體板條間。采用TEM還能觀察到大量的碳化物析出，這表明當回火溫度為450 ℃時，由于回火溫度足夠高，C原子擴散能力較強能夠進行遠程擴散，故較多的碳化物從奧氏體中析出，在后續(xù)的降溫過程中，基體C含量降低，以貝氏體轉變?yōu)橹鳌?/p>

圖7 熱軋態(tài)試驗鋼經450 ℃回火240 min后的微觀組織Fig.7 Microstructure of the hot-rolled tested steel tempered at 450 ℃ for 240 min(a) SEM; (b) TEM

2.2 殘留奧氏體分析

殘留奧氏體對貝氏體鋼性能的影響更多地依賴于其在變形過程中的穩(wěn)定性，有效控制殘留奧氏體穩(wěn)定性和含量是獲得綜合性能穩(wěn)定的貝氏體鋼關鍵。貝氏體鋼中穩(wěn)定的殘留奧氏體可以提高其韌塑性；如果殘留奧氏體不穩(wěn)定，在變形開始階段就大量發(fā)生馬氏體相變，生成的馬氏體硬相會割裂貝氏體基體導致鋼韌塑性惡化并在內部產生較大的殘余應力[18]。

表2中列出的是0～4號試樣中殘留奧氏體的體積分數以及疲勞裂紋長度a為16 mm時的疲勞載荷循環(huán)次數N。熱軋態(tài)試驗鋼中殘留奧氏體的含量最高為16.2%，但此時大多數的殘留奧氏體以粗大的塊狀存在(如圖3所示)。研究表明[19]，形狀不規(guī)則的粗大塊狀M/A島穩(wěn)定性較差，在疲勞載荷的作用下容易誘發(fā)應力集中成為裂紋萌生源和裂紋擴展的低阻力區(qū)域，因此熱軋態(tài)下疲勞裂紋的擴展速率最快，疲勞載荷循環(huán)265 246次，裂紋長度即達到16 mm。將軋態(tài)試樣經過一次退火+空冷熱處理(1號試樣)后，殘留奧氏體含量減少至12.3%，這說明在退火過程中一部分不穩(wěn)定的塊狀奧氏體溶解，其中的C擴散至貝氏體基體中，在后續(xù)的空冷過程中轉變?yōu)轳R氏體。1號試樣的顯微組織以板條狀貝氏體為主，不同的位向條片結構能夠增加裂紋擴展的阻力，因此當裂紋長度達16 mm時疲勞載荷循環(huán)次數增加到282 083次。而對于2號試樣，由于比1號試樣多了30 min貝氏體區(qū)保溫過程，板條狀貝氏體優(yōu)先形成，并將多余的C排出，這部分C會發(fā)生再配分向奧氏體中擴散，使其穩(wěn)定性增加從而保留至室溫，在貝氏體板條束間成為薄膜狀殘留奧氏體，體積分數為10.2%，如圖8所示。穩(wěn)定性較高的殘留奧氏體薄膜往往會使裂紋尖端鈍化以及出現分叉、偏折等現象，降低裂紋尖端的應力集中，消耗疲勞裂紋擴展過程中的能量，阻礙裂紋擴展的進行，因此裂紋長度擴展到16 mm時需要疲勞載荷循環(huán)次數為338 335次。

表2 不同試驗鋼的殘留奧氏體含量和疲勞載荷循環(huán)次數N

圖8 經900 ℃保溫90 min再經380 ℃保溫30 min后試驗鋼中的薄膜狀殘留奧氏體形貌Fig.8 Morphology of film-like retained austenite in the tested steel after holding at 900 ℃ for 90 min then holding at 380 ℃ for 30 min

將熱軋態(tài)試樣進行350 ℃低溫回火后(3號試樣)，鋼中殘留奧氏體含量為14.9%，相比熱軋態(tài)略有降低，此時溫度低、C原子擴散能力弱，只有少量不穩(wěn)定的殘留奧氏體發(fā)生分解轉變?yōu)轳R氏體，依賴于板條狀貝氏體對裂紋擴展的阻礙作用和馬氏體的高強度，相比于熱軋態(tài)試樣的疲勞載荷循環(huán)次數略有增加，可以達到288 665次。提高回火溫度至450 ℃后(4號試樣)，鋼中殘留奧氏體含量減少至8.6%，此時在較高的回火溫度條件下，大量不穩(wěn)定的塊狀殘留奧氏體分解為回火貝氏體/馬氏體，多余的C一部分形成碳化物，一部分配分至尚未分解的穩(wěn)定性較高的殘留奧氏體中，使其穩(wěn)定性進一步增加。同時大量碳化物的析出能夠進一步提高試驗鋼的耐磨損性能，當裂紋長度達16 mm時疲勞載荷循環(huán)次數提高到338 429次。

圖9為激光共聚焦顯微鏡(CLSM)下觀察到的0號 和2號試樣中裂紋擴展的微觀形貌。疲勞裂紋的擴展遵循阻力最小、耗能最低的原則進行，沿單一方向的裂紋擴展一旦受阻，就會形成裂紋偏折現象，偏折程度越大說明阻礙遲滯作用越強[20]。圖9(a)中，0號試樣內大量形狀不規(guī)則的粗大塊狀M/A島穩(wěn)定性差，在裂紋尖端應力-應變的反復作用下，其不規(guī)則的形狀極容易引起應力集中，疲勞裂紋極易穿透擴展，從而降低組織的疲勞裂紋擴展抗性，裂紋邊界相對比較光滑。而圖9(b)中，2號試樣內大量分布的細密條片狀貝氏體能有效分割基體，減小組織的有效晶粒尺寸，增強組織的強度，另一方面貝氏體板條間伴生的薄膜狀殘留奧氏體作為韌性相往往會使疲勞裂紋尖端鈍化以及出現分叉、偏折現象，降低裂紋尖端的應力集中，消耗疲勞裂紋擴展過程中的能量，阻礙裂紋的擴展從而降低裂紋的擴展速率。

圖9 0號試樣(a)和2號試樣(b)裂紋擴展的微觀形貌Fig.9 Morphologies of crack propagation in the No.0 specimen(a) and No.2 specimen(b)

3 結論

1) 熱軋態(tài)試驗鋼的微觀組織以粒狀貝氏體為主，其上分布有少量的板條貝氏體、馬氏體和形狀不規(guī)則的粗大塊狀M/A島。經900 ℃奧氏體化+空冷后的顯微組織中粒狀貝氏體的含量減少，出現了大量的板條貝氏體和馬氏體，M/A島仍為粗大的塊狀。經900 ℃奧氏體化+380 ℃鹽浴+空冷后，顯微組織以細密、有序的板條貝氏體為主，殘留奧氏體以薄膜狀伴生在貝氏體板條間。經350 ℃回火后，顯微組織以馬氏體和板條貝氏體為主，幾乎觀察不到碳化物顆粒析出。而經450 ℃回火后，顯微組織以板條狀貝氏體為主，有大量的碳化物析出。

2) 熱軋態(tài)試驗鋼中殘留奧氏體的含量(體積分數)最高為16.2%，主要以粗大的塊狀存在，穩(wěn)定性較差，對裂紋的擴展阻礙作用較小，裂紋能夠直接穿過這種大塊狀M/A島繼續(xù)擴展，疲勞裂紋擴展速率最快。經900 ℃奧氏體化+空冷后，殘留奧氏體含量減少至12.3%，疲勞裂紋擴展速率略有降低。經900 ℃奧氏體化+380 ℃鹽浴+空冷后，殘留奧氏體的體積分數減少至10.2%，以薄膜狀伴生在貝氏體板條間，裂紋一般會繞過其擴展，從而起到較好的阻礙裂紋擴展的作用。經350 ℃回火后，顯微組織以馬氏體和板條貝氏體為主，相比熱軋態(tài)，殘留奧氏體含量略微降低，為14.9%，疲勞載荷循環(huán)次數略有增加。經450 ℃回火后，殘留奧氏體體積分數減少至8.6%，裂紋擴展速率最慢。